一種屈服強(qiáng)度≥960MPa精軋螺紋鋼筋及生產(chǎn)方法
【專利摘要】一種屈服強(qiáng)度≥960MPa精軋螺紋鋼筋，其組分及wt%為：C0.235～0.33%、Si0.45～0.7%、Mn2.2～2.4%、P≦0.025%、S≦0.025%、Cr0.1～0.3%、Ti0.015～0.03%、V0.04～0.06%，Als0.006～0.01%；貝氏體體積百分比不低于85%；生產(chǎn)步驟：常規(guī)冶煉并鑄坯；對(duì)鑄坯進(jìn)行堆垛冷卻并至室溫；對(duì)鋼坯加熱；粗軋；精軋；冷卻；自然空冷至室溫并待用。本發(fā)明是通過(guò)組織相變及使金相組織以貝氏體為主加少量珠光體體來(lái)提高強(qiáng)度的；并能同時(shí)降低Cr、V合金含量，使生產(chǎn)成本相對(duì)降低；無(wú)需改造設(shè)備；無(wú)需進(jìn)行熱處理，且還能保證力學(xué)性能：屈服強(qiáng)度≥960MPa、抗拉強(qiáng)度≥1100MPa、延伸率A≥11%。
【專利說(shuō)明】一種屈服強(qiáng)度> 960MPa精軋螺紋鋼筋及生產(chǎn)方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及建筑用鋼筋及其生產(chǎn)方法，具體屬于一種屈服強(qiáng)度> 960MPa精軋螺 紋鋼筋及生產(chǎn)方法，特別適用于鑄坯橫截面不低于200X 200mm方坯生產(chǎn)的直徑在40mm至 50mm精軋螺紋鋼筋及生產(chǎn)方法。

【背景技術(shù)】
[0002] 精軋螺紋鋼筋又叫預(yù)應(yīng)力混凝土用螺紋鋼筋，其是在整根鋼筋上軋有外螺紋的高 強(qiáng)度、高精度直條鋼筋。在整根鋼筋的任意截面都能旋上帶有內(nèi)螺紋的連接器進(jìn)行連結(jié)， 或旋上螺紋帽進(jìn)行錨固，具有連接、錨固簡(jiǎn)便，粘著力強(qiáng)，施工方便等優(yōu)點(diǎn)，又因省掉焊接工 藝，避免了由于焊接而造成的內(nèi)應(yīng)力及組織不穩(wěn)定等引起的斷裂，因此被廣泛應(yīng)用于大型 水利工程、公路、鐵路、大中跨橋梁等工程。隨著國(guó)家加大基礎(chǔ)設(shè)施投資力度，國(guó)內(nèi)高鐵項(xiàng)目 對(duì)精軋螺紋鋼的需求用量逐年遞增。精軋螺紋鋼筋的合金含量高、強(qiáng)度高、成形較困難，屬 鋼筋中附加值高的高端產(chǎn)品，為各鋼企競(jìng)相研發(fā)的對(duì)象。
[0003] 經(jīng)檢索，中國(guó)專利申請(qǐng)?zhí)枮镃N200710118997.0的專利文獻(xiàn)，其公開(kāi)了高強(qiáng)度精 軋螺紋鋼筋的生產(chǎn)方法，鋼坯材質(zhì)為中碳低合金鋼，工藝流程為轉(zhuǎn)爐冶煉一鋼包釩微合金 化一LF爐精煉一全保護(hù)澆鑄一鋼坯檢查一加熱爐加熱一控制軋制一軋后控制冷卻；其中 連鑄過(guò)程采用130mm2小方坯全保護(hù)澆鑄；乳制過(guò)程開(kāi)軋溫度950-1100°C，精軋入口溫度 800-950°C ;乳后采用兩段式或三段式分級(jí)控制冷卻方式，出一冷段溫度控制在700-850°C 之間，出二冷段或三冷段上冷床回火溫度控制在570-700°C之間。其存在的不足：工序復(fù) 雜，需要維護(hù)多個(gè)水箱設(shè)備，多線在線冷卻不能充分發(fā)揮自回火的功能，導(dǎo)致產(chǎn)品性能波動(dòng) 大，而且不能生產(chǎn)直徑大于40mm以上規(guī)格精軋螺紋鋼筋。
[0004] 中國(guó)專利申請(qǐng)?zhí)枮镃N93115947.4的專利文獻(xiàn)，公開(kāi)了一種空冷變態(tài)貝氏體高強(qiáng) 螺紋鋼及處理工藝；其成分為c% 0· 28?0· 36, Μη% 0· 80?L 20, Cr% 0· 70?L 10， Si% 0.60 ?1.20, Mo% 0.20 ?0.40, V% 0· 10 ?0· 15,其余為 Fe，限制 S、P 含量分別小 于0. 03%;終軋溫度控制在880?900°C，余熱在200?300°C區(qū)間回火2?3小時(shí)后空冷； 從而獲得了強(qiáng)韌性極佳的變態(tài)貝氏體螺紋鋼。其存在的不足：工序復(fù)雜，增加了熱處理工 藝，增加了生產(chǎn)成本；同時(shí)其Cr含量太高，在晶界容易造成偏析，導(dǎo)致軋后冷卻時(shí)容易出現(xiàn) 馬氏體組織，使得塑性變差，從而導(dǎo)致延伸率不合格，不滿足使用條件。
[0005] 目前市場(chǎng)也有Φ 40?50mm的精軋螺紋鋼筋，但其生產(chǎn)都是通過(guò)強(qiáng)穿水工藝使得 表面有一層厚的淬硬層來(lái)提高強(qiáng)度，即其邊部組織為回火索氏體，中心為鐵素體+珠光體， 而改方法不易控制，強(qiáng)度富余量不高，若淬硬層厚度太薄，強(qiáng)度達(dá)不到要求；若太厚，雖強(qiáng)度 富余量高，但是延伸率顯著降低。


【發(fā)明內(nèi)容】

[0006] 本發(fā)明針對(duì)上述現(xiàn)有技術(shù)存在的不足，提供一種在保證力學(xué)性能：屈服強(qiáng)度 彡960MPa、抗拉強(qiáng)度彡llOOMPa、延伸率A彡11%下，金相組織中貝氏體組織不低于85%、無(wú) 需進(jìn)行熱處理，直徑為40mm至50mm的屈服強(qiáng)度彡960MPa精軋螺紋鋼筋及生產(chǎn)方法。
[0007] 本申請(qǐng)為了實(shí)現(xiàn)上述目的，對(duì)實(shí)現(xiàn)本申請(qǐng)的目的的起影響或者關(guān)鍵作用的合金元 素及工藝進(jìn)行了深入的研究其結(jié)果，為了即使在保證性能為：屈服強(qiáng)度> 960MPa、抗拉強(qiáng) 度彡llOOMPa、延伸率A彡11%下的前提下，還能使金相組織中貝氏體組織不低于85%、無(wú) 需進(jìn)行熱處理，因此提出了采用在成分方面主要是利用Si阻止貝氏體相變過(guò)程中碳化物 的析出，Mn、Cr推遲過(guò)冷奧氏體的高溫轉(zhuǎn)變，以及提高鋼的淬透性，促使珠光體和貝氏體轉(zhuǎn) 變曲線分離，通過(guò)該生產(chǎn)方法，可以得到以貝氏體組織為主的大規(guī)格精軋螺紋鋼筋。同時(shí)， 本發(fā)明根據(jù)Μη是擴(kuò)大奧氏體區(qū)的元素，Μη原子在界面富集，對(duì)界面遷移產(chǎn)生釘扎作用即溶 質(zhì)拖拽作用，是鐵素體生長(zhǎng)顯著減緩?fù)瑫r(shí)也降低了相界附近奧氏體機(jī)體內(nèi)碳的濃度及濃度 梯度，導(dǎo)致碳在奧氏體中擴(kuò)散速度降低，進(jìn)一步抑制鐵素體的生長(zhǎng)，使鋼的共析轉(zhuǎn)變溫度下 降，并推遲過(guò)冷奧氏體的珠光體轉(zhuǎn)變，從而能顯著提高鋼的淬透性；Cr能降低貝氏體的開(kāi) 始形成溫度，從而推遲先析鐵素體轉(zhuǎn)變，增大鋼的過(guò)冷能力，以進(jìn)一步保證在較低的溫度下 發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。并且，本發(fā)明根據(jù)微量的V及Ti能夠顯著細(xì)化晶粒，在鋼中形成細(xì)小碳 化物和氮化物，其質(zhì)點(diǎn)釘軋?jiān)诰Ы纾瑥亩谠偌訜徇^(guò)程中阻止奧氏體晶粒長(zhǎng)大；在再結(jié)晶控 軋過(guò)程中阻止形變奧氏體的再結(jié)晶，延緩再結(jié)晶奧氏體晶粒長(zhǎng)大；通過(guò)碳氮化物的沉淀析 出，顯著提高微合金化鋼的強(qiáng)度。成分的優(yōu)化，還需要匹配的工藝才行，因此，本申請(qǐng)?jiān)诠?藝方面主要是采取了控制精軋后冷卻工藝，從而使軋后主要組織為貝氏體；控冷溫度高于 650°C，鐵素體量過(guò)高，力學(xué)性能達(dá)不到要求；控冷制溫度低于500°C，會(huì)出現(xiàn)少量馬氏體而 使韌性惡化，所以上冷床溫度在500°C飛50°C范圍。
[0008] 實(shí)現(xiàn)上述目的的措施： 一種屈服強(qiáng)度彡960MPa精軋螺紋鋼筋，其組分及重量百分比含量為：C 0.235? 0. 33%、Si 0. 45 ?0. 7%、Mn 2. 2 ?2. 4%、P 3 0. 025%、S 3 0. 025%、Cr 0. 1 ?0. 3%、Ti 0. 015 ? 0. 03%、V 0. 04?0. 06%，AlsO. 006?0. 01%，其余為Fe和雜質(zhì)元素；金相組織為貝氏體加少 量珠光體，其中貝氏體體積百分比不低于85%。
[0009] 生產(chǎn)一種屈服強(qiáng)度彡960MPa的精軋螺紋鋼筋的方法，其步驟： 1) 常規(guī)冶煉并鑄坯，出鋼溫度在1680?1700°C，鑄坯拉速不高于1. 8m/min ; 2) 對(duì)鑄坯進(jìn)行堆垛冷卻并至室溫； 3) 對(duì)鑄坯加熱，控制均熱段溫度為：1200?1250°C，均熱時(shí)間在10(Tl20min ; 4) 進(jìn)行粗乳，并控制其開(kāi)軋溫度在：1100?1150°C ; 5) ，進(jìn)行精軋，并控制總壓縮比不低于25 ; 6) 進(jìn)行冷卻，在冷卻速度為5?10°C /s下冷卻至50(T650°C ; 7) 自然冷卻至室溫并待用。
[0010] 本發(fā)明中各元素及主要工序的作用 c :C是提高鋼材強(qiáng)度最有效的元素，但是當(dāng)其含量低于0. 235%時(shí)，會(huì)導(dǎo)致力學(xué)性能不 足而增加合金添加量從而增加了生產(chǎn)成本，當(dāng)其含量高于0. 33%，不利于貝氏體的形核和長(zhǎng) 大，因此，本發(fā)明C控制在0. 235~0. 33%。
[0011] Si :是一種廉價(jià)的置換強(qiáng)化元素，可以顯著提高鋼的強(qiáng)度，特別強(qiáng)烈地阻止貝氏體 轉(zhuǎn)變時(shí)碳化物的形成，促使尚未轉(zhuǎn)變的奧氏體富集碳，形成無(wú)碳化物貝氏體，提高貝氏體鋼 的韌性，硅含量小于〇. 6%時(shí)，無(wú)法發(fā)揮抑制碳化物的形成作用，含量高于0. 8%，則會(huì)導(dǎo)致殘 余奧氏體含量過(guò)高，使鋼的強(qiáng)度下降，所以控制Si的范圍在0. 45?0. 7%。
[0012] Μη :Mn是擴(kuò)大奧氏體區(qū)的元素，Μη原子在界面富集，對(duì)界面遷移產(chǎn)生釘扎作用即 溶質(zhì)拖拽作用，是鐵素體生長(zhǎng)顯著減緩?fù)瑫r(shí)也降低了相界附近奧氏體機(jī)體內(nèi)碳的濃度及濃 度梯度，導(dǎo)致碳在奧氏體中擴(kuò)散速度降低，進(jìn)一步抑制鐵素體的生長(zhǎng)，使鋼的共析轉(zhuǎn)變溫度 下降，并推遲過(guò)冷奧氏體的珠光體轉(zhuǎn)變，從而能顯著提高鋼的淬透性，經(jīng)試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)錳低 于2. 2%時(shí)，發(fā)揮不了作用，當(dāng)高于2. 4%，則會(huì)加劇其在鋼中的偏析，而易析出馬氏體，導(dǎo)致 鋼的韌性急劇降低，所以控制Μη的在2. 2?2. 4%。
[0013] P、S :作為有害元素，其含量越低越好。S含量過(guò)高，會(huì)形成大量的MnS夾雜，降低 鋼材的機(jī)械性能，因此含量越低越好，所以選擇S的范圍在S 0. 025% ;P易在晶界偏析，增加 鋼筋的脆性，因此含量越低越好，所以選擇P的范圍在=〇. 025%。
[0014] Ti :使鐵素體珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期變長(zhǎng)，而貝氏體轉(zhuǎn)變的孕育期變短，在發(fā)生組織 轉(zhuǎn)變時(shí)容易獲得貝氏體組織，從而使鋼在貝氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生之前，沒(méi)有或者只有少量的先共 析鐵素體析出，而不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變；同時(shí)Ti形成鈦的碳?xì)浠?，阻礙晶粒長(zhǎng)大，細(xì)化晶粒 尺寸，提高鋼的強(qiáng)度和韌性。當(dāng)Ti的含量低于0.015%時(shí)，效果不明顯，當(dāng)Ti的含量高于 0. 03%時(shí)，則會(huì)形成粗大的碳氮化物，反而對(duì)鋼的綜合性能不利，所以控制Ti在0. 015? 0· 03%。
[0015] V :是微合金化鋼最常用也是最有效的強(qiáng)化元素之一。釩的作用是通過(guò)形成VN、V (CN)，在軋制時(shí)阻止晶粒的生長(zhǎng)來(lái)細(xì)化奧氏體晶粒，改善貝氏體組織的強(qiáng)度和韌性。V低于 0. 04%時(shí)，析出強(qiáng)化效果不能夠滿足力學(xué)性能要求，V高于0. 06%時(shí)，析出強(qiáng)化使強(qiáng)度太高而 導(dǎo)致韌性變差。所以控制在0.04?0.06%。
[0016] Cr :碳化物形成元素，降低貝氏體形成的開(kāi)始溫度，推遲先析鐵素體轉(zhuǎn)變，增大鋼 的過(guò)冷能力，以進(jìn)一步保證能在較低的溫度下發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。但當(dāng)其含量高低于〇. 1% 時(shí)，其效果不明顯，如高于〇. 3%，又易于在鋼中偏析而出現(xiàn)馬氏體，使韌性急劇降低，所以控 制 Cr 在 0· 1 ?0· 3%。
[0017] A1 :是作為煉鋼時(shí)的脫氧定氮?jiǎng)?，A1與鋼中的N形成細(xì)小難溶A1N質(zhì)點(diǎn)，起到阻抑 作用，進(jìn)而細(xì)化鐵素體晶粒，A1含量低于0. 006%，細(xì)化作用不明顯，A1含量高于0. 01%，又會(huì) 使鋼液的流動(dòng)性降低，形成大量的A1203會(huì)在水口結(jié)瘤，從而堵住水口，所以選擇A1的范圍 在 0· 006 ?0· 010%， 之所以采用精軋后以5~10°C /s速度冷卻到500°C飛50°C，經(jīng)試驗(yàn)證實(shí)，如冷卻速度低 于5°C/s，鐵素體量會(huì)多而使力學(xué)性能達(dá)不到要求；如冷卻速度高于10°C/s，則會(huì)出現(xiàn)馬氏 體，而使得塑性變差導(dǎo)致延伸率不合格，選擇5~10°C /s速度冷卻是為了使組織轉(zhuǎn)變?yōu)橐载?氏體組織為主，避免出現(xiàn)馬氏體或者過(guò)多的鐵素體使性能不合格。
[0018] 本發(fā)明與現(xiàn)有技術(shù)相比，是通過(guò)組織相變及使金相組織以貝氏體為主加少量珠光 體體來(lái)提高強(qiáng)度的；并能同時(shí)降低Cr、v合金含量，使生產(chǎn)成本相對(duì)降低；在本發(fā)明中，Ti的 作用Mo是無(wú)法代替的，且Ti比Mo價(jià)格較低；本發(fā)明還在于無(wú)需改造設(shè)備；無(wú)需進(jìn)行熱處 理，且還能保證力學(xué)性能：屈服強(qiáng)度彡960MPa、抗拉強(qiáng)度彡llOOMPa、延伸率A彡11%。

【專利附圖】

【附圖說(shuō)明】
[0019] 附圖為本發(fā)明的金相組織圖。

【具體實(shí)施方式】
[0020] 下面對(duì)本發(fā)明予以詳細(xì)描述： 對(duì)實(shí)施例2的鑄坯尺寸為280 X 320mm外，均采用200 X 200mm的方坯； 表1為本發(fā)明各實(shí)施例及對(duì)比例的取值列表； 表2為本發(fā)明各實(shí)施例及對(duì)比例的主要工藝參數(shù)列表； 表3為本發(fā)明各實(shí)施例及對(duì)比例性能檢測(cè)情況列表。
[0021] 本發(fā)明各實(shí)施例按照以下步驟生產(chǎn)： 1) 常規(guī)冶煉并鑄坯，出鋼溫度在1680?1700°C，鑄坯拉速不高于1. 8m/min ; 2) 對(duì)鑄坯進(jìn)行堆垛冷卻并至室溫； 3) 對(duì)鑄坯加熱，控制均熱段溫度為：1200?1250°C，均熱時(shí)間在10(Tl20min ; 4) 進(jìn)行粗乳，并控制其開(kāi)軋溫度在：1100?1150°C ; 5) ，進(jìn)行精軋，并控制總壓縮比不低于25 ; 6) 進(jìn)行冷卻，在冷卻速度為5?10°C /s下冷卻至50(T650°C ; 7) 自然冷卻至室溫并待用。
[0022] 表1本發(fā)明實(shí)施例與比較例的化學(xué)成分列表（wt%)

【權(quán)利要求】
1. 一種屈服強(qiáng)度彡960MPa的精軋螺紋鋼筋，其組分及重量百分比含量為：C 0. 235? 0. 33%、Si 0. 45 ?0. 7%、Mn 2. 2 ?2. 4%、P 3 0. 025%、S 3 0. 025%、Cr 0. 1 ?0. 3%、Ti 0. 015 ? 0. 03%、V 0. 04?0. 06%，AlsO. 006?0. 01%，其余為Fe和雜質(zhì)元素；金相組織為貝氏體加少 量珠光體，其中貝氏體體積百分比不低于85%。
2. 生產(chǎn)權(quán)利要求1所述的一種屈服強(qiáng)度> 960MPa的精軋螺紋鋼筋的方法，其步驟： 1) 常規(guī)冶煉并鑄坯，出鋼溫度在1680?1700°C，鑄坯拉速不高于1. 8m/min ; 2) 對(duì)鑄坯進(jìn)行堆垛冷卻并至室溫； 3) 對(duì)鑄坯加熱，控制均熱段溫度為：1200?1250°C，均熱時(shí)間在10(Tl20min ; 4) 進(jìn)行粗乳，并控制其開(kāi)軋溫度在：1100?1150°C ; 5) ，進(jìn)行精軋，并控制總壓縮比不低于25 ; 6) 進(jìn)行冷卻，在冷卻速度為5?10°C /s下冷卻至50(T650°C ; 7) 自然冷卻至室溫并待用。
【文檔編號(hào)】C21D8/08GK104046907SQ201410287747
【公開(kāi)日】2014年9月17日 申請(qǐng)日期:2014年6月25日 優(yōu)先權(quán)日:2014年6月25日
【發(fā)明者】徐志東, 徐志, 龍莉, 范植金, 吳杰, 朱啟銘, 周新龍 申請(qǐng)人:武漢鋼鐵(集團(tuán))公司